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Die
Erfindung betrifft Ultrahochkohlenstoffhaltige Stähle oder
Ultra High Carbon Steel (UHC) mit reduzierter Dichte und hoher Zunderbeständigkeit
gemäß Anspruch
1, sowie die Herstellung von Bauteilen durch Halbwarmumformung gemäß Anspruch
8.
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UHC
Stähle
sind bereits seit längerem
bekannt. Sie wurden insbesondere hinsichtlich ihrer superplastischen
Eigenschaften entwickelt. Die superplastische Verformung verläuft in einem
engen Prozessfenster aus Temperatur und Umformgeschwindigkeit (Dehnrate
(ε')). Bei der superplastischen
Umformung können
Dehnwerte von einigen 100 bis 1000% erreicht werden. Typisch sind
hierbei eine Umformtemperatur oberhalb ca. 50% der Schmelztemperatur
(idealerweise im Bereich der α → γ Umwandlung)
und eine sehr eringe Umformgeschwindigkeit von etwa 10–2 bis
10–5 s–1.
Werden die jeweils optimale Temperatur und/oder Umformgeschwindigkeit überschritten,
so findet eine Zerstörung
des für
die guten mechanischen Eigenschaften erforderlichen Gefüges statt.
Die idealen Geschwindigkeiten der superplastischen Umformung liegen
damit deutlich unterhalb der Grenze der industriellen Akzeptabilität für Serienprodukte
die bei etwa 0.1/s liegt.
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Unlegierte
UHC-Stähle,
wie beispielsweise aus der
US
3.951.697 bekannt weisen nur einen geringen superplastischen
Effekt auf, da das Gefüge
gegen Kornwachstum instabil ist.
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In
der
US 4.448.613 sind
Herstellungsverfahren des superplastischen Gefüges für UHC-Stähle beschrieben. Es wird auch
die Einstellung der superplastischen Gefüge für UHC Stähle mit geringen Legeierungszusätzen an
Cr, Mn und Si beschrieben.
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In
der
US 4.533.390 wird
vorgeschlagen, einen UHC-Stahl mit dem sehr hohen Si-Gehalt (3-7%), durch
Legierungszusätze
von Cr, Mo, W, Ti und deren Kombinationen eine Erhöhung der
Al-Temperatur, eine Stabilisierung
des Gefüges
gegen Kornwachstum und eine Verbesserung der superplastischen Eigenschaften zu
erreichen. Die hohen Si-Gehalte machen die Stähle unter Gebrauchsbedingungen
sehr spröde.
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In
der
US 4.769.214 werden
UHC-Stähle
mit hohem Al-Anteil (bevorzugt 0.5 bis zu 6.4%) beschrieben. Dabei
wird auf gute superplastische Eigenschaften, insbesondere guter
Umformbarkeit bei superplastischen Bedingungen (und Oxidationsbeständigkeit
abgezielt. Zur Stabilisierung des Gefüges werden Legierungszusätze aus
Cr und/oder Mo angegeben. Mit einem Al-Anteil größer als 6.4% wurde eine starke
Verringerung der Warm- und Kaltumformbarkeit festgestellt. Die bevorzugten
UHC-Stähle
weisen Al-Gehalte < 6.4%
auf.
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Eine
besonders wichtige Bedeutung für
die Wirtschaftlichkeit der Formgebungsverfahren hat die Umformbarkeit
des Werkstoffs. Eine gute Umformbarkeit beinhaltet einen hohen ohne
Bauteilschädigung
erreichbaren Umformgrad, eine niedrige Fließspannung beim Umformen und
eine möglichst
niedrige Umformtemperatur. Erst hierdurch werden auch komplex geformte
Bauteile in wenigen kostengünstigen
Umformschritten verfügbar.
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Beim
Kaltschmieden (Kaltfließpressen)
sind zwar eine hohe Maßgenauigkeit,
hohe Oberflächenqualität und eine
hohe Bauteilfestigkeit (durch Kaltverfestigung) möglich; dem
stehen aber die Nachteile teils ausgesprochen hoher erforderlicher
Umformkräfte
entgegen.
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Beim
Warmschmieden (ca. 1100°C-1250°C) zeigen
die Werkstoffe ein hohes Umformvermögen (geeignet für formkomplexe
Bauteile), aber es ist nur geringe Maßgenauigkeit und schlechtere
Oberflächenqualität möglich. Besonders
nachteilig ist die hohe thermomechanische Werkzeugbelastung bzw.
der entsprechend hohe Werkzeugverschleiß. Formgebungsverfahren im
Hochtemperaturbereich, beispielsweise bei Schmiedetemperatur führen zu
hohen Werkzeugkosten, da entweder hoher Verschleiß vorliegt
oder teure Hochtemperaturwerkzeuge verwendet werden müssen. Darüber hinaus
werden die umzuformenden Rohlinge aus Kostengründen an Luft bearbeitet und
hierdurch oxidativ geschädigt.
Dies führt
beispielsweise bei Stählen
zur Verzunderung. Vor der Weiterverarbeitung der hierdurch hergestellten
Bauteile muss zumindest auf der Oberfläche nachbearbeitet werden.
Eine near net shape Herstellung von Bauteilen ist bei diesen Temperaturen
dadurch nur sehr eingeschränkt
erreichbar.
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Eine
weitere hohe Bedeutung für
die Massenfertigung, insbesondere in der Kraftfahrzeugindustrie spielt
eine hohe Prozessgeschwindigkeit im Umformprozess. Die sehr niedrigen
Umformgeschwindigkeiten der superplastischen Umformung sind für die Serienfertigung
von Bauteilen daher nicht akzeptabel.
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Bei
den bekannten UHC-Stählen
mit geringem Al-Gehalt steht bei den üblichen Umformtemperaturen um
ca. 750-950°C
eine deutliche Verzunderung zu befürchten, was zu zusätzlichem
Bearbeitungsaufwand führen
kann. Diese Stähle
sind nicht für
den Leichtbau geeignet.
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Es
ist Aufgabe der Erfindung, einen Leichtbaustahl bereit zu stellen,
der sich bei Temperaturen unterhalb der Warmschmiedetemperaturen
an Luft mit möglichst
hohen Umformgeschwindigkeiten bearbeiten lässt, sowie Umformverfahren
aufzuzeigen, die hohe Umformgeschwindigkeiten und eine möglichst
geringe Beeinträchtigung
der mechanischen Eigenschaften der Stähle, sowie möglichst
geringe thermomechanische Belastung der Umformwerkzeuge gewährleisten.
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Die
Aufgabe wird erfindungsgemäß gelöst durch
einen Ultrahochkohlenstoffhaltigen oder UHC-Leichtbaustahl mit verbesserter
Umformbarkeit und Zunderbeständigkeit
mit den Merkmalen des Anspruchs 1 und durch ein Verfahren zur Herstellung
von warmumgeformten Bauteilen aus UHC-Leichtbaustählen durch
Warmumformung bei einer Temperatur von 800 bis 980°C an Luft
mit den Merkmalen des Anspruchs 8, oder durch ein Verfahren zur
Herstellung von warmumgeformten Bauteilen aus UHC-Leichtbaustählen durch
Warmumformung bei einer Temperatur von 880 bis 1050°C an Luft
mit den Merkmalen des Anspruchs 9.
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Zusammenfassend
werden im Folgenden die Umformprozesse bei einer Temperatur im Bereich
von 800 bis 1050°C
als Warmumformen bezeichnet.
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Erfindungsgemäß ist somit
für den
UHC-Leichtbaustahl mit verbesserter Zunderbeständigkeit die folgende Legierungszusammensetzung
vorgesehen (Zusammensetzungen im folgenden in Gew.% soweit nicht anders
angegeben).
C: 1 bis 1,6
Al: 5 bis 10
Cr: 0,5 bis
3
Si: 0,1 bis 2,8
Rest Eisen und üblichen stahlbegleitende Verunreinigungen.
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Besondere
Bedeutung kommt dabei den Legierungselementen Al und Si zu, welche
in dem erfindungsgemäßen UHC-Leichtbaustahl
neben einander vorliegen.
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Sowohl
das Al als auch das Si tragen zu einer signifikanten Verringerung
der Dichte der UHC-Stähle bei.
Somit handelt es sich um insbesondere für den Kraftfahrzeugbau interessante
Leichtbaustähle.
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So
liegt die Dichte für
einen UHC-Leichtbaustahl mit 0,4%Si und 6,7% Al bei 7 g/ccm gegenüber dem konventionellen
Stahl 25MoCr4 mit einer Dichte von 7,8 g/ccm.
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Überraschend
wurde festgestellt, dass das Si die Al-Umwandlungstemperatur in der gegebenen
Legierungszusammensetzung in hohem Maße beeinflussen kann. Das hohe
Gehalt an Al erhöht
dabei die Si-Empfindlichkeit der Legierung deutlich. In der Al-haltigen
Legierung führt
bereits eine geringe Steigerung von Si-Legierungszusätzen zu
einer signifikanten Erhöhung
der Al-Umwandlungstemperatur. Dies bedeutet, dass durch die Zulegierung
des Si eine Erhöhung
der optimalen Umformtemperatur erreicht wird. Unter der optimalen
Umformtemperatur ist insbesondere die Temperatur zu verstehen, welche
möglichst
hohe Umformgeschwindigkeiten ohne Schädigung des Gefüges zulässt.
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So
wird beispielsweise die Al Umwandlungstemperatur von ca. 820°C für einen
6.5%Al, 1.5%Cr, 1.35%C, 0.04%Si UHC- Leichtbaustahl durch Erhöhung des
Si-Anteils auf nur 0,4% bereits auf 865°C gesteigert.
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Die
Erhöhung
der Al-Umwandlungstemperatur verschiebt die optimale Umformtemperatur
zu höheren Werten,
wobei das Temperaturniveau der Warmumformung noch unterhalb des
Bereichs der Schmiedetemperaturen bleibt. Dies bringt für die Warmumformung
wesentliche Vorteile. Da der Warmumformprozess bei höheren Temperaturen
durchgeführt
werden kann, verringert sich die Fließspannung des UHC-Leichtbaustahls. Insgesamt
verbessert sich das Umformvermögen
des UHC-Leichtbaustahls bei der optimalen Umformtemperatur. Die
für Bauteil
und Werkszeuge ungünstigen
Temperaturen des Warmschmiedens werden nicht erreicht.
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Gegenüber den
Schmiedestählen
tritt eine deutliche Verbesserung der mechanischen Eigenschaften bei
Raumtemperatur auf.
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Der
Al-Gehalt hat neben der Verringerung der Dichte auch den sehr bedeutenden
Effekt, einer starken Verringerung der Zunderbildung bei den Temperaturen
der Warmumformung. Da sich nur dünne
Zunderschichten bilden, bei denen nur eine geringe Oberflächen-Nachbearbeitung
erforderlich ist, eignen sich die erfindungsgemäßen UHC-Leichtbaustähle insbesondere
auch für
near-net-shape Prozesse. Bei den erfindungsgemäßen UHC-Leichtbaustählen konnten 92 bis 99% Reduzierung
der Korrosionsgeschwindigkeit gegenüber den konventionellen Stählen 25MoCr4
erreicht werden.
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Überraschenderweise
zeigt auch der Si-Gehalt einen signifikanten Einfluss auf die Abnahme
der Verzunderung.
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Durch
den Zusatz an Si bleiben die superplastischen Eigenschaften erhalten,
wobei teilweise eine leichte Erhöhung
des Umformvermögens
bei hoher Geschwindigkeit gemessen werden konnte.
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Auch
die mechanischen Eigenschaften bei Raumtemperatur werden durch das üblicherweise
stark versprödend
wirkende Si nicht nachteilig verändert.
Die erfindungsgemäßen UHC-Leichtbaustähle zeigen
nur geringfügig
verringerte Bruchdehnungen gegenüber
Si-freien UHC Stählen.
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Si
wird bei der Stahlherstellung in der Regel beim Legierungserschmelzen
ohne besondere Vorsichtsmaßnahmen
aus der Ofenauskleidung in die Legierungsschmelze aufgenommen. Für Si-arme
Stahlsorten ist dieses Verhalten problematisch und muss durch aufwändige Maßnahmen
unterbunden werden. Für
die erfindungsgemäßen UHC-Leichtbaustähle stellt
diese Si-Aufnahme
aufgrund ihres ohnehin schon hohen Si-Gehaltes dagegen kein Problem
mehr dar. Kostengünstige
metallurgische Herstellungsverfahren sind daher anwendbar.
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Es
hat sich gezeigt, dass sich die Legierungselemente Al und Si gegenseitig
günstig
beeinflussen. Daher ist das Al/Si-Verhältnis
von besonderem Interesse. Bevorzugt wird ein Al/Si-Verhältnis zwischen
10 und 20 gewählt.
Besonders bevorzugt liegt das Al/Si-Verhältnis bei einem Al-Gehalt von
6 bis 7% bei 14 bis 16.
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Da
sich durch einen hohen Si-Gehalt die Bruchdehnung verschlechtert
beziehungsweise die Spröde des
Stahls bei Raumtemperatur zunimmt ist der Si-Legierungsanteil für die meisten
Anwendungen auf Werte unterhalb ca. 2,8% zu begrenzen.
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Der
bevorzugte Si-Gehalt stellt einen Kompromiss zwischen Erhöhung der
optimalen Umformtemperatur und Verschlechterung der mechanischen
Eigenschaften dar und liegt bevorzugt im Bereich von 0,3 bis 1,2
Gew.%, besonders bevorzugt bei 0,4 bis 0,8.
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Aufgrund
der hohen Gehalte an Al und Si besteht die Gefahr, dass in der Legierung
unerwünschter Graphit
gebildet wird. Diesem wird durch Zulegierung einer geeigneten Cr-Menge
begegnet, die auf die Einzelkomponenten Si und Al abgestimmt werden
muss.
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Eine
besonders bevorzugte Zusammensetzung in Gew.% ist gegeben durch:
C:
1,2 bis 1,4
Al: 5,5 bis 7
Cr: 1 bis 2
Si: 0,3 bis
0,6
Rest Eisen und übliche
stahlbegleitende Verunreinigungen.
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Bei
den stahlbegleitenden Verunreinigungen kann es sich im Sinne der
erfindungsgemäßen Legierung ebenfalls
um die typischen Stahllegierungsbegleiter Ni-, Mo-, Nb- und/oder
V handeln. In der Regel sind Anteile dieser Elemente in einer Menge
unterhalb 1% unkritisch.
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Bevorzugt
liegt der Ni-, Mo- und/oder V-Gehalt unterhalb 0,15 Gew.%. Besonders
bevorzugt werden zumindest Ni und/oder V auf unter 0,05% eingestellt.
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In
einer weiteren Ausgestaltung der Erfindung enthält der UHC-Leichtbaustahl weitere
stabilisierende Legierungselemente ausgewählt aus der Gruppe Nb, Ti,
Mg und/oder N. Der Gehalt dieser Legierungselemente wird bevorzugt
auf Werte unter 0,8, bevorzugt unterhalb 0,5% begrenzt. Besonders
bevorzugt liegt die Summe dieser Elemente im Bereich von 0,02 bis
0,5 Gew.%.
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Es
ist als weiterer Vorteil der Erfindung anzusehen, dass bei dem erfindungsgemäßen UHC-Leichtbaustahl
auf die Zulegierung der sehr teuren Legierungselemente Ni, Mo und/oder
V verzichtet werden kann.
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Die
UHC-Stähle
sind nach ihrer metallurgischen Herstellung in aller Regel nicht
in einem Gefügezustand,
der eine hohe Umformgeschwindigkeit der Warmumformung zulässt. Ein
hierfür
ideales Gefüge
entspricht typischerweise einem Gefüge mit superplastischen Eigenschaften.
Für die
aus Wirtschaftlichkeitserwägungen
verfahrensgemäß bevorzugte
Warmumformung, statt der superplastischen Umformung, kann in der Regel
jedoch in weiten Grenzen von diesem optimalen superplastischen Gefüge abgewichen
werden. Wichtig ist, dass eine homogene, feinkörnige, sphäroide und gegen Kornwachstum
und Graphitbildung stabile Karbidverteilung in einer ebenfalls feinkörnigen und
gegen Kornwachstum stabilen Ferritmatrix vorliegt. Die Korngröße der Gefüge liegt
bevorzugt unterhalb 10 μm.
Besonders bevorzugt liegt die mittlere Korngröße unterhalb 1,5μm. Der Überwiegende
Teil der Körner
ist bevorzugt sphäroid,
wobei geringe Mengen an lamellarem Karbid für die Eigenschaften des UHC-Stahls
tolerierbar sind.
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Erst
durch eine besondere thermo-mechanische Behandlung wird ein Gefüge ausgebildet,
das die erforderlichen feinen Kristallite, bzw. Körner enthält. Es müssen mindestens
zwei Phasen ausgebildet werden, die ein Kornwachstum verhindern.
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Die
entsprechenden Phasen sind bei den erfindungsgemäßen Zusammensetzungen im Wesentlichen aus
der Hauptphase α-Ferrit
und Nebenphasen aus κ-Carbiden
aufgebaut. Al und Si stabilisieren dabei das Gefüge gegen Kornwachstum.
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Um
dieses Gefüge
einzustellen wird zunächst
ein relativ homogenes Material aus Perlit hergestellt, das eine
lamellare Mischung aus Ferrit und Zementit ist. In einem zweiten
Schritt wird diese Perlit-Struktur in eine Mikrostruktur umgewandelt,
bei welcher die Carbide überwiegend
sphäroidisch
und der Ferrit ultrafeinkörnig
vorliegen.
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Das
Gefüge
der UHC-Leichtbaustähle
weist bevorzugt feine sphäroide
Karbide auf. Die mittlere Querschnittsfläche der sphäroiden Karbide liegt bevorzugt
unterhalb 8 μm2, besonders bevorzugt unterhalb 3 μm2.
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Bevorzugt
liegt der Volumenanteil der feinen sphäroiden Karbide bei 25 bis 30%.
Die Häufigkeit
an lichtmikroskopisch bestimmbaren Karbidteilchen oder Teilchen
oberhalb 500nm pro Flächenelement
sollte oberhalb 50.000 Karbidteilchen/mm2,
bevorzugt oberhalb 150.000 Karbidteilchen/mm2 liegen.
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Eine
sphäroide
Form ist dabei wesentlich günstiger
als eine lamellare Form der Karbidteilchen. Bevorzugt liegt die
mittlere Elongation der Carbidteilchen unterhalb 1,8. Besonders
bevorzugt werden sehr rundliche Teilchen gebildet, mit einer mittleren
Elongation zwischen 1 und 1,5.
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Bei
den erfindungsgemäßen UHC-Leichtbaustählen kann
für die
Herstellung eines superplastischen Gefüges wie folgt vorgegangen werden:
- A. Weitgehend vollständige Austenitisierung, je
nach C, Si, Al und Cr-Gehalt insbesondere bei 1000-1150°C. Hierbei
findet eine homogene Verteilung des Kohlenstoffs und der Begleitelemente
in der groben γ-Phase
statt.
- B. Abkühlung
unter Warmumformung, gegebenenfalls mit zyklischer Temperaturführung im
Temperaturbereich von 1100 bis 700°C; Hierbei werden sphäroide κ-Karbide
erzeugt. Die Umformung findet nahe an der Al Temperatur, oberhalb
und unterhalb dieser statt. Gegebenenfalls kann zwischengeglüht werden,
um die mittlere Abkühlgeschwindigkeit
zu reduzieren oder die Temperatur um die Al-Temperatur pendeln zu
lassen.
- C. Luftabkühlung;
Hierbei findet keine Gefügeumwandlung
mehr statt.
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Im
Schritt B. werden typischerweise Umformgrade oberhalb 1,5 angewendet.
Bevorzugt werden Umformgrade bei 1,7 bis 4 angewendet.
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Die
erfindungsgemäßen UHC-Leichtbaustähle werden
bevorzugt zur Herstellung von Fahrwerksbauteilen, Getriebeteilen,
oder Zahnräder
für Kraftfahrzeuge
verwendet. Eine besonders anspruchsvolle Anwendung stellen Pleuel
dar, welche bislang nicht in befriedigender Weise als Leichtbauteil
zur Verfügung
standen.
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Weitere
bevorzugte Anwendungen sind Bauteile für Verbrennungsmotoren und Getriebekomponenten von
Kraftfahrzeugen.
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Ein
weiterer Aspekt der Erfindung betrifft Verfahren zur Herstellung
von warmumgeformten Bauteilen aus UHC-Leichtbaustählen.
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Zur
Herstellung von Bauteilen ist erfindungsgemäß vorgesehen, einen UHC-Leichtbaustahl
der
Zusammensetzung (Gew.%)
C: 1 bis 1,6
Al: 5 bis 10
Cr:
0,5 bis 3
Si: 0,1 bis 0,8
Rest Eisen und üblichen
stahlbegleitenden Verunreinigungen, bei einer Temperatur im Bereich
von 800 bis 980°C
an Luft warm umzuformen.
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In
einer weiteren erfindungsgemäßen Ausgestaltung
ist zur Herstellung von Bauteilen vorgesehen, an einem UHC-Leichtbaustahl der
Zusammensetzung
C: 1 bis 1,6
Al: 5 bis 10
Cr: 0,5
bis 3
Si: 0,8 bis 2,8
Rest Eisen und üblichen stahlbegleitenden Verunreinigungen,
bei einer Temperatur im Bereich von 880 bis 1050°C an Luft eine Warmumformung
durchzuführen.
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Bei
der Warmumformung können
im Prinzip die unterschiedlichen im Maschinenbau bekannten Verfahren
für die
Herstellung komplex geformter Bauteile aus Metallen angewendet werden.
Gegebenenfalls ist eine entsprechende Anpassung der Kaltverfahren
an das Warmumformen vorzunehmen. Zu den geeigneten Verfahren gehören unter
anderem das Warm-Fließpressen,
das Querwalzen, das Warm-Bohrungsdrücken, das Warm-Rundkneten,
das Warm-Verzahnungswalzen, das Warm-Stauchkneten oder die Innenhochdruckumformung
sowie das Schmieden.
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Aufgrund
ihres Al- und Si-Gehaltes sind die aufgeführten UHC-Stähle
bei der Warmumformung nicht auf eine besondere Schutzgasatmosphäre angewiesen.
Die Warmumformung kann daher unter Luftzutritt stattfinden.
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Die
Temperaturen der erfindungsgemäß angewendeten
Warmumformung liegen deutlich unterhalb der Schmiedetemperatur der
jeweiligen Legierung. Diese vergleichsweise geringeren Temperaturen
haben einen weiteren bedeutenden Vorteil für die Umformwerkzeuge. Häufig können konventionelle
Stahlwerkzeuge statt der sonst erforderlichen Hochtemperaturwerkzeuge
eingesetzt werden.
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Für die UHC-Leichtbaustähle wird
bei der Warmumformung bevorzugt bei einem Prozessdruck unterhalb
von 150 bis 180 MPa und einer Umformgeschwindigkeit oder Formänderungsgeschwindigkeit
(ε' = relative Längenänderung/Anfangslänge pro
Zeiteinheit) oberhalb von 0,1/s gearbeitet. Die Auslegung des Prozesses
kann auf geringen Prozessdruck oder auf hohe Umformgeschwindigkeiten
optimiert werden, je nach gewähltem
Umformverfahren oder Umformwerkzeug. Besonders bevorzugte Umformungsgeschwindigkeiten
liegen oberhalb 0,5/s.
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Werden
UHC-Leichtbaustähle
eingesetzt, die ein superplastisches Gefüge aufweisen sind auch unter den
nicht superplastischen Bedingungen der Warmumformung sehr hohe Umformgrade
erzielbar. Bevorzugt werden bei der Warmumformung Dehnungen des
Rohlings im Bereich von 50 bis 300% durchgeführt.
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In
der Regel sind mit dem erfindungsgemäßen Verfahren auch für komplexe
Bauteile keine oder zumindest wesentlich reduzierte spanabhebende
weitere Verfahrensschritte erforderlich, womit sich auch eine bessere
Werkstoffausnutzung ergibt. Ebenso lassen sich gegebenenfalls mehrere
gesonderte hintereinender gelagerte Umformprozesse zu einem einzigen
erfindungsgemäßen Umformprozess
zusammenlegen. Mit den erfindungsgemäßen UHC-Leichtbaustählen ist
auch die über
mehrere Warm-Prozesse kumulierte Verzunderung vergleichsweise gering.
Die Prozesskette zur Erzeugung der fertigen Bauteile ist in vorteilhafter
Weise verkürzt.
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Besonders
bevorzugt wird nach der Warmumformung des UHC-Leichtbaustahls keine spanabhebende
Oberflächen-Nachbehandlung zur
Entfernung der Zunderschicht vorgenommen.
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Das
erfindungsgemäße Verfahren
wird in bevorzugter Weise als near-net-shape Verfahren geführt, so dass
das Bauteil nach der Umformung in möglichst gebrauchsfertigem Zustand
anfällt
und nur noch gegebenenfalls an besonderen Funktionsflächen nachbearbeitet
werden muss. Reinigung und Polieren der Oberflächen sind erheblich leichter
als bei den bekannten Stählen.
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Die
erfindungsgemäßen UHC-Leichtbaustähle weisen
ebenfalls eine gute Härtbarkeit
(bis > 60 HRC ohne
Einsatzhärten)
auf.
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Bevorzugt
findet nach dem Warmumformen ein Härteprozess statt. Dieser wird
insbesondere direkt aus der Prozesswärme des Umformprozesses und
unter Luftabschreckung geführt.
Danach kann in bekannter Weise angelassen werden. Für derartig
vergütete
UHC-Leichtbaustähle
wurden bei Raumtemperatur Zugfestigkeiten von 1500 MPa bei einer
Dehnung von 8% gemessen.
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Beispiele:
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Im
folgenden Beispiel wurden die Eigenschaften zwischen einem quasi
Si-freien UHC-Leichtbaustahl, einem konventionellen Stahl und einem
erfindungsgemäßen UHC-Leichtbaustahl
verglichen (siehe Tabelle 1).
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Für die UHC-Stähle wurde
der Al- und Cr-Gehalt sowie der Herstellungs-Umformgrad im wesentlichen gleich
gehalten und der Si-Gehalt von 0,039% (UHC-Stahl Si0,04) auf 0,38%
(UHC-Stahl Si0,4)
erhöht.
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Im
Vergleich zum 25MoCr4 ergibt sich eine wesentliche Dichtereduzierung
bei vergleichsweise besseren Hochtemperatureigenschaften; Zugfestigkeit
und Bruchdehnung bei 910°C
sind erheblich gesteigert.
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Der
Vergleich zwischen UHC-Stahl Si0,04 und UHC-Stahl Si0,4 zeigt einen
deutlichen günstigen
Einfluss der Si-Zugabe auf die Al-Umwandlungstemperatur, die von
805 auf 865°C
gesteigert wird. Auch die Dichte wird nochmals gesenkt, von 7,11
auf 7,01 g/ccm. Die Versprödung,
welche durch die Verringerung der Bruchdehnung von 12,4 auf 6,5%
charakterisiert ist, hält
sich noch in akzeptablem Rahmen. Tabelle 1
| | UHC-Stahl
Si0,04 | UHC-Stahl
Si0,4 | Referenz
25 MoCr 4-Grobkorngeglüht |
| Si-Anteil | 0.039
Gew.% Si | 0.380
Gew.% Si | - |
| Al-Anteil | 6.49
Gew.% Al | 6.72
Gew.% Al | - |
| C-Anteil | 1.35
Gew.% C | 1.32
Gew.% C | |
| Cr-Anteil | 1,57
Gew.% Cr | 1,54
Gew.% C | |
| Herstellungs-Umformgrad | ⌀H = 1.7 | ⌀H = 1.6 | - |
| GRUNDEIGENSCHAFTEN | | | |
| Dichte | 7.11
g/cm3 | 7.01
g/cm3 | 7.83
g/cm3 |
| E-Modul | 209.0
GPa | - | 209.9
GPa |
| Mikrohärte | 301.0
HV30 | 311.0
HV30 | 252.0
HV30 |
| Makrohärte | 29.6
HRC | 27.8
HRC | 24.4
HRC |
| GEFÜGE | | | |
| Beschreibung | Feine
sphäroide
Karbide | Grobe
sphäroide
Karbide | - |
| Statistik | | | |
| Volumenanteil
Karbidteilchen | 20.4% | 26.7% | - |
| Anzahl
Karbidteilchen | 141.000/mm2 | 69.000/mm2 | - |
| Größe | | | |
| Mittlere
Fläche
Karbidteilchen | 1.4 μm2 | 3.9 μm2 | - |
| Mittlere
Ausdehnung Karbidteilchen | 1.9 µm | 2.9 µm | - |
| Form | | | |
| Mittlere
Elongation Karbidteilchen | 1.80 | 1.76 | - |
| PHASENUMWANDLUNG | | | |
| Start
(Acl) | ca.
820°C | ca.
865°C | - |
| Ende
(Acm) | ca.
905°C | ca.
1000°C | - |
| RT-EIGENSCHAFTEN | | | |
| Streckgrenze | 698
MPa | 676
MPa | - |
| Zugfestigkeit | 934
MPa | >940 MPa | - |
| Bruchdehnung | 12.4% | 6.5% | - |
| HT-EIGENSCHAFTEN | | | 25
MoCr 4 – Kaltscherfähig |
| 910°C-1.0/s | | | |
| Zugfestigkeit | 172
MPa | 215
MPa | 144
MPa |
| Bruchdehnung | 74% | 102% | 60% |
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In 1 sind
die Ergebnisse der Hochtemperatur-Korrosionsbeständigkeit der beiden UHC-Leichtbaustähle Stähle dargestellt.
Es wird die Zunderbildung bei 860°C
und 910°C
des UHC-Stahls mit 0.04%Si gegen den UHC-Stahl mit 0.4%Si gezeigt
(UHC-Stahl Si0,04 versus UHC-Stahl Si0,4).
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An
Proben einer Abmessung von 100×20×3mm wurde
bei 860°C
und an 910°C
die Zunderbildung an Luft für
bis zu 60 Minuten gemessen. Die Gewichtszunahme ist dabei wesentliche
Messgröße für die Zunderbildung.
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Der
Si-Gehalt hat signifikanten Einfluss auf die Abnahme der Verzunderung.
Bei 910°C
findet beim Übergang
von 0,04 auf 0,4% Si eine Abnahme der Verzunderung um 70% statt.
Bei der für
die Warmumformung besonders relevanten Temperatur von 860°C liegt die
relative Abnahme der Verzunderung sogar bei 98%.
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Vergleichsuntersuchungen
zwischen UHC0,4Si und 25MoCr4 sind in 2 dargestellt.
25MoCr4 zeigt bei beiden Temperaturen gegenüber UHC0,4Si eine um 92 bis
99% höhere
Verzunderung.